WO2006056248A1 - Titanium aluminide based alloy - Google Patents

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WO2006056248A1
WO2006056248A1 PCT/EP2005/009402 EP2005009402W WO2006056248A1 WO 2006056248 A1 WO2006056248 A1 WO 2006056248A1 EP 2005009402 W EP2005009402 W EP 2005009402W WO 2006056248 A1 WO2006056248 A1 WO 2006056248A1
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WO
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alloy
phase
titanium aluminide
microstructure
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PCT/EP2005/009402
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Inventor
Michael Oehring
Jonathan Paul
Uwe Lorenz
Fritz Appel
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Gkss-Forschungszentrum Geesthacht Gmbh
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C14/00—Alloys based on titanium
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D21/00—Casting non-ferrous metals or metallic compounds so far as their metallurgical properties are of importance for the casting procedure; Selection of compositions therefor
    • B22D21/002—Castings of light metals
    • B22D21/005—Castings of light metals with high melting point, e.g. Be 1280 degrees C, Ti 1725 degrees C

Definitions

  • the invention relates to alloys based on titanium aluminides prepared using melt and powder metallurgy techniques and having an alloy composition of Ti - Al - y Nb with 44.5 atom% ⁇ z ⁇ 47 atom%, in particular
  • Titanium aluminide alloys have properties suitable for a
  • alloys which are based on an intermetallic phase ⁇ - (TiAl) with a tetragonal structure and, in addition to the majority phase ⁇ - (TiAl), also minority fractions of the intermetallic phase ⁇ 2 (Ti 3 Al) with hexagonal are of particular interest Structure included.
  • This ⁇ - Titanium aluminide alloys are characterized by properties such as low density (3.85 to 4.2 g / cm 3), high elastic modulus, high strength and creep resistance up to 700 0 C, which they fabric as Werk ⁇ for moving components at elevated Make application temperatures attractive. Examples include turbine blades in aircraft engines and in stationary gas turbines, valves in engines and hot gas fans.
  • Element boron a grain refinement can be achieved both in the cast state and after forming with subsequent heat treatment in the ⁇ -area.
  • An increased proportion of ⁇ -phase in the microstructure due to low aluminum contents and high concentrations of ⁇ -stabilizing elements can lead to coarse dispersion of this phase and cause a deterioration of the mechanical properties.
  • ⁇ - Titanaluminid alloys are due to their deformation and fracture behavior, but also because of the microstructural anisotropy of the preferred set lamellar Structure or duplex structure strongly anisotropic.
  • different powder metallurgy and forming methods and combinations of these production methods are used.
  • compositions may have outstanding combinations of properties.
  • EP 1 015 605 B1 discloses a titanium aluminide alloy which has a structurally and chemically homogeneous structure. Here are the majority phases ⁇ (TiAI) and ⁇ 2 (Ti ß AI) finely dispersed.
  • the disclosed titanium aluminide alloy with an aluminum content of 45 atom% is characterized by exceptionally good mechanical properties and high temperature properties.
  • plastic fractions of> 1% are often sufficient for the applications mentioned in the introduction, manufacturers of turbines and engines require that this minimum level of ductility in industrial production be met by large amounts The lottery is guaranteed
  • Ductility is sensitively dependent on the microstructure, it is extremely difficult in the industrial manufacturing process to ensure the most homogeneous microstructure possible.
  • the maximum tolerable defect size e.g. the maximum grain or lamellar colony size, particularly small, so that a very high structural homogeneity is desirable for such alloys.
  • the inevitable variations in the alloy composition of e.g. ⁇ 0.5 atom% in the AI content are difficult to achieve.
  • duplex microstructures are considered for high temperature applications.
  • the latter are formed on cooling from the single-phase region of the ⁇ -mixed crystal, in that plates of the ⁇ -phase precipitate crystallographically oriented from the ⁇ -mixed crystal.
  • duplex microstructures consist of lamellar colonies and ⁇ grains and are formed when the material is annealed in the two-phase region ⁇ + ⁇ .
  • the ⁇ grains which are present there are converted back into two-phase lamellar colonies on cooling.
  • Coarse microstructure constituents are formed in ⁇ -titanium aluminide alloys mainly by forming large ⁇ grains as they pass through the ⁇ region. This can already happen during solidification, when large columnar crystals of the ⁇ -phase emerge from the
  • the present invention seeks to provide a titanium aluminide alloy with a fine and homogeneous Gefömgemorphologie, occurring in industrial practice variations of the
  • Alloy composition and unavoidable Temperatur ⁇ fluctuations in the manufacturing process hardly or not nen ⁇ to significantly affect the homogeneity of the alloy, in particular without fundamental changes in the manufacturing process. Furthermore, the object is to provide a component with a homogeneous alloy.
  • This object is achieved by means of an alloy based on titanium aluminides prepared using melt and powder metallurgical techniques with an alloy composition of Ti - Al - y Nb with 44.5 atom% ⁇ z ⁇ 47 atom%, in ⁇ particular with 44.5 atom% ⁇ z ⁇ 45.5 atom%, and 5 atom% ⁇ y ⁇ 10 atom%, which is further developed by the fact that this molybdenum (Mo) in the range between 0.1 atom% to 3, 0 atom%, contains.
  • the rest of the alloy is Ti (titanium).
  • an alloy which can be used as a lightweight material for high temperature applications, e.g. Turbinen ⁇ blade or engine and turbine components, is suitable.
  • the alloy according to the invention is produced using casting metallurgical, melt metallurgical or powder metallurgical processes or using these processes in combination with forming techniques.
  • an alloy according to the invention has a composition of Ti-z Al-y Nb-x B with 44.5 atom% ⁇ z ⁇ 47 atom%, in particular with 44.5 atom% ⁇ z ⁇ 45.5 atom%,
  • high-strength ⁇ -titanium aluminide alloys having a fine dispersion of the ⁇ -phase are used for a wide range
  • the desired microstructure stability and process reliability is achieved by avoiding the occurrence of single-phase regions over the entire temperature range passed through in the production processes and during use by the targeted incorporation of the cubic-body-centered ⁇ -phase.
  • the beta-phase occurs in all technical Titana- luminid alloys as the high-temperature phase at temperatures> 1350 0 C.
  • Elements must be tuned very precisely to the Al content.
  • undesired interactions occur which lead to high proportions of the ⁇ phase and to a coarse dispersion of this phase.
  • Such a constitution is extremely disadvantageous for the mechanical properties.
  • the properties of the ⁇ -phase also depend on the respective alloying elements and their composition.
  • the constitution must be chosen so that an excretion of the brittle ⁇ -phase from the ⁇ -phase is largely avoided. Because of these relationships, a alloying composition is provided with which a composition and dispersion of the ⁇ -phase which is optimum for the mechanical properties can be realized for a wide range of process temperatures. At the same time, the best possible strength properties are achieved.
  • the alloy also contains boron, preferably with a boron content in the alloy in the range of 0.05 atom% to 0.8 atom%.
  • boron advantageously leads to the formation of stable precipitates which contribute to the mechanical hardening of the alloy according to the invention and stabilization of the microstructure of the alloy.
  • the alloy contains carbon, preferably with a carbon content in the
  • Fig. 2a to 2c each have a recording of a structure in one
  • FIGS. 3a and 3b each show a picture of a microstructure in an alloy Ti - 45 Al - 5 Nb - 2 Mo (atom%) according to the invention by various method steps and FIGS. 3a and 3b
  • FIG. 1 shows two photographs of a microstructure in a cast block of the alloy Ti - 45 Al - 8 Nb - 0.2 C (atom%).
  • the recordings as well as all further recordings in the following figures were recorded by means of backscattered electrons in a scanning electron microscope.
  • the microstructure (FIG. 1) shows lamellar colonies of the ⁇ 2 and ⁇ phases, which originated from former ⁇ -lamellae.
  • the former ⁇ -lamellae are separated by strips of light-imaging grains of the ⁇ or B2 phase.
  • the ⁇ -lamellae initially formed in the ⁇ - ⁇ -conversion decompose on further cooling in ⁇ 2 - and ⁇ -lamellae.
  • FIGS. 2 a to 2 c show further photographs of the structure of the alloy T - 45 Al - 8 Nb - 0.2 C after various process steps in the scanning electron micrographs.
  • Fig. 2a shows the structure after extrusion at 1230 0 C. Die
  • Extrusion direction is horizontal.
  • the microstructure shows grains of the oc 2 and ⁇ phases, with the cubic body-centered ⁇ phase disappearing.
  • Fig. 2b shows the structure of the alloy after extrusion at 1230 0 C and another forging step at 1 100 0 C.
  • the structure shows grains of the ci2 and ⁇ phase and a few ⁇ 2 / ⁇ lamellar colonies.
  • Fig. 2c the structure of the alloy after extrusion at 1230 ° C and a subsequent heat treatment at 1330 0 C is shown.
  • the microstructure also shows grains of the a ⁇ and ⁇ phases.
  • the picture shows a fully lamellar microstructure with lamellae of ⁇ 2 and ⁇ phase.
  • the lamellar colony size is approximately 200 ⁇ m, which also includes colonies that are significantly larger than 200 ⁇ m.
  • FIG. 2a the cubic body-centered phase no longer occurs even in the structures shown in FIGS. 2b and 2c.
  • the ⁇ -phase in this temperature range is thermodynamically unstable with a heat treatment after extrusion.
  • FIGS. 3a and 3b Structures of an alloy according to the invention in two scanning electron micrographs are shown in FIGS. 3a and 3b. Starting from an alloy Ti - 45 Al - 5 Nb, the alloy molybdenum was alloyed with 2 atom%. This emerged
  • Alloy Ti - 45 Al - 5 Nb - 2 Mo is based on a composition as described in European Patent EP 1 015 650 B1.
  • Figures 3a and 3b illustrate the microstructure of this alloy erfindungsgemä ⁇ SEN observed after extrusion at 125O 0 C and a subsequent heat treatment at 1030 ° C (Fig. 3a) and at 1270 0 C (Fig. 3b).
  • the microstructure in FIG. 3a shows grains of the ⁇ 2 , ⁇ and the light-forming ⁇ phases, the latter being arranged in strips.
  • the microstructure in FIG. 3b shows lamellar colonies of the ⁇ 2 and ⁇ phases as well as grains of the light-forming ⁇ phase, from which in turn the ⁇ phase has been eliminated.
  • FIGS. 3a and 3b are fine, very homogeneous and show a uniform distribution of the ⁇ -phase.
  • After is a globular microstructure before, wherein grains of the beta-phase have arranged in strips parallel to the extrusion direction (Fig. 3a), while the at 127O 0 C punched material Jacques ⁇ a very homogeneous, fully -lamellar structure with uniformly distributed ß-grains has ( Figure 3b).
  • the colony size of the microstructures of the alloy Ti - 45 Al - 5 Nb - 2 Mo is between 20 and 30 ⁇ m and is thus smaller by at least a factor of 5 than otherwise in fully lamellar microstructures of ⁇ - Titanium aluminide alloys.
  • the ⁇ -phase is precipitated within the ⁇ -phase, so that the ⁇ -grains are subdivided very finely. As a result, a very fine and homoge ⁇ founded microstructure is achieved overall.
  • the homogeneity of the alloys according to the invention in the range of relevant process temperatures does not depend on technically unavoidable fluctuations in the temperature or the composition.
  • the titanium aluminide alloys of the present invention were prepared using casting or powder metallurgy techniques. For example, by hot forging, hot pressing or hot extrusion and hot rolling the erfindungsge ⁇ MAESSEN alloys can be processed.
  • the invention offers the advantage that, in spite of the fluctuations in the alloy composition and process conditions occurring in industrial production, more reliable than before
  • Titanium aluminide alloy is provided with a very uniform microstructure and high strength.
  • the titanium aluminide alloy according to the invention achieves high strength up to a temperature in the range from 700 ° C. to 800 ° C. and good room temperature ductility.
  • the legacy ments suitable for numerous applications and can be used, for example, for components subjected to particularly high loads or for exceptionally high temperatures for titanium aluminide alloys.

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Abstract

The invention concerns titanium aluminide based alloys produced by using cast iron and powder metallurgy techniques. Said alloys consist of Ti - z A1 - y Nb, y corresponding to the following formula: 44.5 atom % % = y = 45.5 atom % and x corresponding to the following formula: 5 atom % = x = 10 atom %, optionally additions of B and/or of C with contents ranging between 0.05 atom % and 0.8 atom %. Said alloy is characterized in that it contains a molybdenum (Mo) content ranging between 0.1 atom % and 3.0 atom %.

Description

Legierung auf der Basis von TitanaluminidenAlloy based on titanium aluminides
Beschreibungdescription
Die Erfindung betrifft Legierungen auf der Basis von unter Verwen¬ dung von schmelz- und pulvermetallurgischen Techniken herge¬ stellten Titanaluminiden mit einer Legierungszusammensetzung aus Ti - z AI - y Nb mit 44,5 Atom % < z < 47 Atom %, insbesondere mitThe invention relates to alloys based on titanium aluminides prepared using melt and powder metallurgy techniques and having an alloy composition of Ti - Al - y Nb with 44.5 atom% <z <47 atom%, in particular
44,5 Atom % < z < 45,5 Atom %, und 5 Atom % < y < 10 Atom % sowie gegebenenfalls Zusätzen von B und/oder C mit Gehalten zwischen 0,05 Atom % und 0,8 Atom %.44.5 atom% <z <45.5 atom%, and 5 atom% <y <10 atom% and optionally additions of B and / or C with contents between 0.05 atom% and 0.8 atom%.
Titanaluminid-Legierungen weisen Eigenschaften auf, die für einenTitanium aluminide alloys have properties suitable for a
Einsatz als Leichtbau-Werkstoff, insbesondere für Hochtemperatur¬ anwendungen, besonders günstig sind. Für die industrielle Praxis sind insbesondere Legierungen interessant, die auf einer intermetal¬ lischen Phase γ— (TiAI) mit tetragonaler Struktur beruhen und neben der Majoritätsphase γ— (TiAI) auch Minoritätsanteile der intermetalli¬ schen Phase α2(Ti3AI) mit hexagonaler Struktur enthalten. Diese γ- Titanaluminid-Legierungen zeichnen sich durch Eigenschaften wie geringe Dichte (3,85 - 4,2 g/cm3), hohe elastische Moduln, hohe Festigkeit und Kriechfestigkeit bis zu 7000C aus, die sie als Werk¬ stoff für bewegte Bauteile bei erhöhten Einsatztemperaturen attrak- tiv machen. Beispiele hierfür sind Turbinenschaufeln in Flugzeug¬ triebwerken und in stationären Gasturbinen, Ventile bei Motoren sowie Heißgasventilatoren.Use as a lightweight material, especially for Hochtemperatur¬ applications, are particularly favorable. For industrial practice, alloys which are based on an intermetallic phase γ- (TiAl) with a tetragonal structure and, in addition to the majority phase γ- (TiAl), also minority fractions of the intermetallic phase α 2 (Ti 3 Al) with hexagonal are of particular interest Structure included. This γ- Titanium aluminide alloys are characterized by properties such as low density (3.85 to 4.2 g / cm 3), high elastic modulus, high strength and creep resistance up to 700 0 C, which they fabric as Werk¬ for moving components at elevated Make application temperatures attractive. Examples include turbine blades in aircraft engines and in stationary gas turbines, valves in engines and hot gas fans.
Im technisch wichtigen Bereich von Legierungen mit Aluminium- Gehalten zwischen 45 Atom % und 49 Atom % treten bei Erstarren aus der Schmelze und beim nachfolgenden Abkühlen eine Reihe von Phasenumwandlungen auf. Die Erstarrung kann entweder voll¬ ständig über den ß— Mischkristall mit kubisch raumzentrierter Struk¬ tur (Hochtemperaturphase) oder in zwei peritektischen Reaktionen erfolgen, an denen der α-Mischkristall mit hexagonaler Struktur und die γ-Phase beteiligt sind.In the technically important field of alloys with aluminum contents between 45 atomic% and 49 atomic%, a series of phase transformations occurs on solidification from the melt and subsequent cooling. The solidification can be carried out either completely via the solid solution of cubic body with cubic body-centered structure (high-temperature phase) or in two peritectic reactions in which the α-mixed crystal with hexagonal structure and the γ-phase are involved.
Ferner ist bekannt, dass das Element Niob (Nb) zu einer Steigerung der Festigkeit, Kriechfestigkeit, Oxidationsbeständigkeit, aber auch der Duktilität führt. Mit dem in der γ-Phase praktisch nicht löslichenFurthermore, it is known that the element niobium (Nb) leads to an increase in strength, creep resistance, oxidation resistance, but also ductility. With the virtually insoluble in the γ-phase
Element Bor kann eine Kornfeinung sowohl im Gusszustand als auch nach dem Umformen mit anschließender Wärmebehandlung im α-Gebiet erreicht werden. Ein erhöhter Anteil an ß-Phase im Gefü¬ ge infolge von niedrigen Aluminium-Gehalten und hohen Konzentra- tionen von ß-stabilisierenden Elementen kann zu grober Dispersion dieser Phase führen und eine Verschlechterung der mechanischen Eigenschaften bewirken.Element boron, a grain refinement can be achieved both in the cast state and after forming with subsequent heat treatment in the α-area. An increased proportion of β-phase in the microstructure due to low aluminum contents and high concentrations of β-stabilizing elements can lead to coarse dispersion of this phase and cause a deterioration of the mechanical properties.
Die mechanischen Eigenschaften von γ — Titanaluminid-Legierungen sind aufgrund ihres Verformungs- und Bruchverhaltens, aber auch wegen der Gefügeanisotropie der bevorzugt eingestellten lamellaren Gefüge bzw. Duplex-Gefüge stark anisotrop. Zu einer gezielten Einstellung von Gefüge und Textur bei der Herstellung von Bautei¬ len aus Titanaluminiden werden Gießverfahren, unterschiedliche pulvermetallurgische und Umform-Verfahren sowie Kombinationen dieser Herstellungsverfahren angewandt.The mechanical properties of γ - Titanaluminid alloys are due to their deformation and fracture behavior, but also because of the microstructural anisotropy of the preferred set lamellar Structure or duplex structure strongly anisotropic. For a specific adjustment of microstructure and texture in the production of components made of titanium aluminides casting methods, different powder metallurgy and forming methods and combinations of these production methods are used.
Aus der Veröffentlichung von Y-W. Kim und D.M. Dimiduk in „Struc- tural Intermetallics 1997", Eds. M.V. Nathal, R. Darolia, CT. LJu1 P. L. Martin, D.B. Miracle, R. Wagner, M. Yamaguchi, TMS, Warren- dale PA, 1996, S. 531 ist bekannt, dass in verschiedenen Entwick¬ lungsprogrammen die Wirkung einer größeren Zahl von Legierungs¬ elementen hinsichtlich Konstitution, Gefügeeinstellung bei verschie¬ denen Herstellungsverfahren und einzelnen Eigenschaften unter¬ sucht wurde. Die gefundenen Zusammenhänge sind dabei ähnlich komplex, wie dies bei anderen Strukturmetallen, z.B. Stählen, derFrom the publication of YW. Kim and DM Dimiduk in "Structural Intermetallics 1997", Eds. MV Nathal, R. Darolia, CT, LJu 1 PL Martin, DB Miracle, R. Wagner, M. Yamaguchi, TMS, Warrendale PA, 1996, p 531 it is known that in various development programs the effect of a larger number of alloying elements was examined with regard to constitution, microstructure adjustment in different production methods and individual properties The correlations found here are similarly complex as with other structural metals , eg steels, the
Fall ist, und lassen sich nur in eingeschränkter und sehr allgemeiner Form in Regeln zusammenfassen. Daher können bestimmte Zu¬ sammensetzungen herausragende Kombinationen an Eigenschaften aufweisen.Case, and can only be summarized in rules in a limited and very general form. Therefore, certain compositions may have outstanding combinations of properties.
Aus EP 1 015 605 B1 ist eine Titanaluminid-Legierung bekannt, die ein strukturell und chemisch homogenes Gefüge aufweist. Hierbei sind die Majoritätsphasen γ(TiAI) und α2 (TißAI) fein dispers verteilt. Die offenbarte Titanaluminid-Legierung mit einem Aluminium- Gehalt von 45 Atom % zeichnet sich durch außergewöhnlich gute mechanische Eigenschaften und Hochtemperatureigenschaften aus.EP 1 015 605 B1 discloses a titanium aluminide alloy which has a structurally and chemically homogeneous structure. Here are the majority phases γ (TiAI) and α 2 (Ti ß AI) finely dispersed. The disclosed titanium aluminide alloy with an aluminum content of 45 atom% is characterized by exceptionally good mechanical properties and high temperature properties.
Ein allgemeines Problem aller Titanaluminid-Legierungen ist ihre geringe Duktilität. Bislang ist es nicht gelungen, die durch die Natur der intermetallischen Phasen vorgegebene hohe Sprödigkeit und geringe Schadenstoleranz der Titanaluminid-Legierungen über Le¬ gierungseffekte entscheidend zu verbessern (vgl. „Structural Inter- - A -A common problem of all titanium aluminide alloys is their low ductility. So far, it has not been possible to decisively improve the high brittleness and low damage tolerance of the titanium aluminide alloys due to the nature of the intermetallic phases via alloying effects (see "Structural Interference"). - A -
metallics 1997", S. 531 , siehe oben). Für die einleitend genannten Anwendungen sind zwar vielfach plastische Bruchdehnungen von > 1 % ausreichend. Von den Herstellern von Turbinen und Motoren wird jedoch gefordert, dass dieses Mindestmaß an Duktilität in der industriellen Fertigung über große Loszahlen garantiert wird. Da diemetallics 1997, p. 531, see above). Although plastic fractions of> 1% are often sufficient for the applications mentioned in the introduction, manufacturers of turbines and engines require that this minimum level of ductility in industrial production be met by large amounts The lottery is guaranteed
Duktilität empfindlich vom Gefüge abhängt, ist es im industriellen Fertigungsprozess äußerst schwierig, eine möglichst homogene Gefügeausbildung sicherzustellen. Für hochfeste Legierungen ist die maximal tolerierbare Defektgröße, z.B. die maximale Korn- oder Lamellenkoloniegröße, besonders klein, so dass für solche Legie¬ rungen eine sehr hohe Gefügehomogenität wünschenswert. Diese kann aber schon wegen der unvermeidbaren Schwankungen der Legierungszusammensetzung von z.B. ± 0.5 Atom % im AI-Gehalt nur schwer erreicht werden.Ductility is sensitively dependent on the microstructure, it is extremely difficult in the industrial manufacturing process to ensure the most homogeneous microstructure possible. For high strength alloys, the maximum tolerable defect size, e.g. the maximum grain or lamellar colony size, particularly small, so that a very high structural homogeneity is desirable for such alloys. However, because of the inevitable variations in the alloy composition of e.g. ± 0.5 atom% in the AI content are difficult to achieve.
Gegenwärtig werden von den vielen, in γ-Titanaluminid-Legierungen möglichen Gefügetypen nur lamellare bzw. so genannte Duplex- Gefüge für Hochtemperaturanwendungen in Betracht gezogen. Ers- tere entstehen beim Abkühlen aus dem Einphasengebiet des α- Mischkristalls, indem sich Platten der γ-Phase kristallographisch orientiert aus dem α-Mischkristall ausscheiden.At present, of the many types of microstructures possible in γ-titanium aluminide alloys, only lamellar or so-called duplex microstructures are considered for high temperature applications. The latter are formed on cooling from the single-phase region of the α-mixed crystal, in that plates of the γ-phase precipitate crystallographically oriented from the α-mixed crystal.
Demgegenüber bestehen Duplex-Gefüge aus Lamellenkolonien und γ-Körnern und entstehen, wenn das Material im Zweiphasengebiet α + γ geglüht wird. Dabei wandeln sich die dort vorliegenden α-Körner beim Abkühlen wieder in zweiphasige Lamellenkolonien um. Grobe Gefügebestandteile entstehen in γ-Titanaluminid-Legierungen vor allem dadurch, dass beim Durchlaufen des α-Gebiets große α- Körner gebildet werden. Dies kann schon bei der Erstarrung ge- schehen, wenn sich große Stengelkristalle der α-Phase aus derIn contrast, duplex microstructures consist of lamellar colonies and γ grains and are formed when the material is annealed in the two-phase region α + γ. The α grains which are present there are converted back into two-phase lamellar colonies on cooling. Coarse microstructure constituents are formed in γ-titanium aluminide alloys mainly by forming large α grains as they pass through the α region. This can already happen during solidification, when large columnar crystals of the α-phase emerge from the
Schmelze bilden. Demnach muss möglichst das Einphasengebiet des α-Mischkristalls beim Verarbeiten gemieden werden. Da in der Praxis jedoch Schwankungen der Zusammensetzung und Prozess¬ temperaturen auftreten und daher die Konstitution lokal in den Werkstücken schwankt, ist die Bildung grober Lamellenkolonien nicht auszuschließen.Form melt. Accordingly, if possible, the single-phase region of the α-mixed crystal are avoided during processing. However, since fluctuations in the composition and process temperatures occur in practice and therefore the constitution varies locally in the workpieces, the formation of coarse lamellar colonies can not be ruled out.
Ausgehend von diesem Stand der Technik liegt der vorliegenden Erfindung die Aufgabe zugrunde, eine Titanaluminid-Legierung mit einer feinen und homogenen Gefügemorphologie bereitzustellen, wobei sich in der industriellen Praxis auftretende Variationen derStarting from this prior art, the present invention seeks to provide a titanium aluminide alloy with a fine and homogeneous Gefömgemorphologie, occurring in industrial practice variations of the
Legierungszusammensetzung sowie unvermeidliche Temperatur¬ schwankungen beim Herstellungsprozess kaum oder nicht nen¬ nenswert auf die Homogenität der Legierung, insbesondere ohne grundlegende Änderungen der Herstellungsverfahren, auswirken sollen. Des Weiteren besteht die Aufgabe darin, ein Bauteil mit ei¬ ner homogenen Legierung bereitzustellen.Alloy composition and unavoidable Temperatur¬ fluctuations in the manufacturing process hardly or not nen¬ to significantly affect the homogeneity of the alloy, in particular without fundamental changes in the manufacturing process. Furthermore, the object is to provide a component with a homogeneous alloy.
Gelöst wird diese Aufgabe mittels einer Legierung auf der Basis von unter Verwendung von schmelz- und pulvermetallurgischen Techni- ken hergestellten Titanaluminiden mit einer Legierungszusammen¬ setzung aus Ti - z AI - y Nb mit 44,5 Atom % < z < 47 Atom %, ins¬ besondere mit 44,5 Atom % ≤ z < 45,5 Atom %, und 5 Atom % < y ≤ 10 Atom %, die dadurch weitergebildet wird, dass diese Molybdän (Mo) im Bereich zwischen 0,1 Atom % bis 3,0 Atom %, enthält. Der Rest der Legierung besteht aus Ti (Titan).This object is achieved by means of an alloy based on titanium aluminides prepared using melt and powder metallurgical techniques with an alloy composition of Ti - Al - y Nb with 44.5 atom% <z <47 atom%, in ¬ particular with 44.5 atom% ≤ z <45.5 atom%, and 5 atom% <y ≤ 10 atom%, which is further developed by the fact that this molybdenum (Mo) in the range between 0.1 atom% to 3, 0 atom%, contains. The rest of the alloy is Ti (titanium).
Es hat sich in Versuchen gezeigt, dass durch das Zulegieren von Molybdän bei Titanaluminiden mit einem Niobanteil, bei denen für gewöhnlich die ß-Phase nicht über den gesamten Temperaturbe- reich stabil ist und sich daher Reste der Hochtemperatur-ß-Phase bei den üblichen Prozessschritten wie dem Strangpressen auflösen, eine bessere Gefügehomogenität der Legierung erreicht wird. Somit wird über den gesamten, für den Herstellungsprozess relevanten Temperaturbereich ein Volumenanteil der ß-Phase ohne Kornver- gröberungen realisiert. Dieser erfindungsgemäße Legierungstyp weist dann aufgrund der feinen und sehr gleichmäßigen Dispersion der ß-Phase ein homogenes Gefüge mit hohen Festigkeitswerten auf.It has been shown in experiments that by alloying molybdenum with titanium aluminides having a niobium content in which usually the β-phase is not stable over the entire temperature range and therefore remains of the high-temperature β phase in the customary process steps how to dissolve the extruding, a better structural homogeneity of the alloy is achieved. Thus, over the entire temperature range relevant for the production process, a volume fraction of the β-phase is realized without grain coarsening. This type of alloy according to the invention then has a homogeneous structure with high strength values due to the fine and very uniform dispersion of the β-phase.
Damit wird eine Legierung bereitgestellt, die als Leichtbau- Werkstoff für Hochtemperaturanwendungen, wie z.B. Turbinen¬ schaufel oder Motoren- und Turbinenkomponenten, geeignet ist.Thus, an alloy is provided which can be used as a lightweight material for high temperature applications, e.g. Turbinen¬ blade or engine and turbine components, is suitable.
Die erfindungsgemäße Legierung wird unter Verwendung von gie߬ metallurgischen, schmelzmetallurgischen oder pulvermetallurgi- sehen Verfahren oder unter Verwendung dieser Verfahren in Kom¬ bination mit Umformtechniken hergestellt.The alloy according to the invention is produced using casting metallurgical, melt metallurgical or powder metallurgical processes or using these processes in combination with forming techniques.
Vor allem bei Ti - (44,5 Atom % bis 45,5 Atom %) AI - (5 Atom % bis 10 Atom %) Nb hat die Zugabe von Molybdän mit einem Gehalt ab 1 ,0 Atom % bis 3,0 Atom % zu guten Mikrostrukturen mit einer hohen Gefügehomogenität geführt.Especially for Ti - (44.5 at% to 45.5 at%) Al - (5 at% to 10 at%) Nb the addition of molybdenum with a content from 1, 0 at% to 3.0 at% led to good microstructures with a high structural homogeneity.
Darüber hinaus weist eine erfindungsgemäße Legierung eine Zu¬ sammensetzung aus Ti - z AI - y Nb - x B mit 44,5 Atom % ≤ z ≤ 47 Atom %, insbesondere mit 44,5 Atom % < z ≤ 45,5 Atom %,In addition, an alloy according to the invention has a composition of Ti-z Al-y Nb-x B with 44.5 atom% ≦ z ≦ 47 atom%, in particular with 44.5 atom% <z ≦ 45.5 atom%,
5 Atom % < y < 10 Atom % und 0,05 Atom % < x < 0,8 Atom %, oder eine Zusammensetzung aus Ti - z AI - y Nb - w C mit 44,5 Atom % ≤ z < 47 Atom %, insbesondere mit 44,5 Atom % < z ≤ 45,5 Atom %, 5 Atom % < y ≤ 10 Atom % und 0,05 Atom % < w ≤ 0,8 Atom % auf, die jeweils Molybdän (Mo) im Bereich zwischen 0, 1 Atom % bis5 atom% <y <10 atom% and 0.05 atom% <x <0.8 atom%, or a composition of Ti - z Al - y Nb - w C with 44.5 atom% ≦ z <47 atom% , in particular with 44.5 atom% <z ≤ 45.5 atom%, 5 atom% <y ≤ 10 atom% and 0.05 atom% <w ≤ 0.8 atom%, in each case molybdenum (Mo) in the range between 0, 1 atom% to
3 Atom % enthalten. Altemativ besteht eine Legierung aus Ti - z AI - y Nb - x B - w C mit 44,5 Atom % < z ≤ 47 Atom %, insbesondere mit 44,5 Atom % < z ≤ 45,5 Atom %, 5 Atom % ≤ y ≤ 10 Atom %, 0,05 Atom % < x < 0,8 Atom % und 0,05 Atom % < w < 0,8 Atom % und zusätzlich aus Molybdän im Bereich zwischen 0,1 Atom % bis 3 Atom %.3 atom% included. Alternatively, there is an alloy of Ti - z Al - y Nb - x B - w C with 44.5 atom% <z ≤ 47 atom%, in particular with 44.5 atom% <z ≤ 45.5 atom%, 5 atom% ≤ y ≤ 10 atom%, 0.05 atom% <x <0.8 atom% and 0.05 atom% <w <0.8 atom% and additionally of molybdenum in the range between 0.1 atom% to 3 atom% ,
Mittels der angegebenen Legierungen und den entsprechenden Legierungsgehalten werden hochfeste γ-Titanaluminid-Legierungen mit einer feinen Dispersion der ß-Phase für einen weiten Bereich anBy means of the indicated alloys and the corresponding alloy contents, high-strength γ-titanium aluminide alloys having a fine dispersion of the β-phase are used for a wide range
Prozesstemperaturen erzeugt.Process temperatures generated.
Bei der vorliegenden Erfindung wird die angestrebte Gefügestabilität und Prozesssicherheit dadurch erreicht, dass das Auftreten von Einphasengebieten über den gesamten, bei den Herstellungspro¬ zessen und beim Einsatz durchlaufenen Temperaturbereich durch den gezielten Einbau der kubisch-raumzentrierten ß-Phase vermie¬ den wird. Prinzipiell tritt die ß-Phase bei allen technischen Titana- luminid-Legierungen als Hochtemperaturphase bei Temperaturen > 13500C auf.In the present invention, the desired microstructure stability and process reliability is achieved by avoiding the occurrence of single-phase regions over the entire temperature range passed through in the production processes and during use by the targeted incorporation of the cubic-body-centered β-phase. In principle, the beta-phase occurs in all technical Titana- luminid alloys as the high-temperature phase at temperatures> 1350 0 C.
Aus der Literatur ist bekannt, dass diese Phase durch verschiedene Elemente wie Mo1 W, Nb1 Cr, Mn und V bei tieferen Temperaturen stabilisiert werden kann. Das besondere Problem beim Zulegieren dieser Elemente besteht jedoch darin, dass die ß-stabilisierendenIt is known from the literature that this phase can be stabilized by various elements such as Mo 1 W, Nb 1 Cr, Mn and V at lower temperatures. The particular problem with alloying these elements, however, is that the β-stabilizing
Elemente sehr genau auf den AI-Gehalt abgestimmt werden müs¬ sen. Außerdem treten bei der Zugabe dieser Elemente unerwünsch¬ te Wechselwirkungen auf, die zu hohen Anteilen der ß-Phase und zu einer groben Dispersion dieser Phase führen. Eine derartige Konsti- tution ist für die mechanischen Eigenschaften äußerst nachteilig. Weiterhin hängen auch die Eigenschaften der ß-Phase von den jeweiligen Legierungselementen und ihrer Zusammensetzung ab. Insbesondere muss die Konstitution so gewählt werden, dass eine Ausscheidung der spröden ω-Phase aus der ß-Phase weitgehend vermieden wird. Aufgrund dieser Zusammenhänge wird eine Legie¬ rungszusammensetzung bereitgestellt, mit der eine für die mechani¬ schen Eigenschaften optimale Zusammensetzung und Dispersion der ß-Phase für einen weiten Bereich an Prozesstemperaturen rea¬ lisiert werden kann. Gleichzeitig werden möglichst gute Festigkeits- eigenschaften erzielt.Elements must be tuned very precisely to the Al content. In addition, when these elements are added, undesired interactions occur which lead to high proportions of the β phase and to a coarse dispersion of this phase. Such a constitution is extremely disadvantageous for the mechanical properties. Furthermore, the properties of the β-phase also depend on the respective alloying elements and their composition. In particular, the constitution must be chosen so that an excretion of the brittle ω-phase from the β-phase is largely avoided. Because of these relationships, a alloying composition is provided with which a composition and dispersion of the β-phase which is optimum for the mechanical properties can be realized for a wide range of process temperatures. At the same time, the best possible strength properties are achieved.
Gemäß einer vorteilhaften Ausgestaltung der Erfindung enthält die Legierung ebenfalls Bor, vorzugsweise mit einem Bor-Gehalt in der Legierung im Bereich von 0,05 Atom % bis 0,8 Atom %. Der Zusatz von Bor führt vorteilhafterweise zur Bildung von stabilen Ausschei¬ dungen, die zur mechanischen Härtung der erfindungsgemäßen Legierung und Stabilisierung des Gefüges der Legierung beitragen.According to an advantageous embodiment of the invention, the alloy also contains boron, preferably with a boron content in the alloy in the range of 0.05 atom% to 0.8 atom%. The addition of boron advantageously leads to the formation of stable precipitates which contribute to the mechanical hardening of the alloy according to the invention and stabilization of the microstructure of the alloy.
Darüber hinaus ist es vorteilhaft, wenn die Legierung Kohlenstoff enthält, und zwar vorzugsweise mit einem Kohlenstoffgehalt imMoreover, it is advantageous if the alloy contains carbon, preferably with a carbon content in the
Bereich von 0,05 Atom % bis 0,8 Atom %. Auch der Zusatz von Kohlenstoff, vorzugsweise in Kombination mit dem vorbeschriebe¬ nen Zusatzstoff Bor, führt zur Bildung von stabilen Ausscheidungen, die ebenfalls zur mechanischen Härtung der Legierung und zur Stabilisierung des Gefüges beitragen.Range from 0.05 at% to 0.8 at%. The addition of carbon, preferably in combination with the above-described additive boron, leads to the formation of stable precipitates, which also contribute to the mechanical hardening of the alloy and to the stabilization of the microstructure.
Die Aufgabe wird weiterhin durch ein Bauteil gelöst, das aus einer erfindungsgemäßen Legierung hergestellt ist. Zur Vermeidung von Wiederholungen wird auf die voranstehenden Ausführungen aus- drücklich verwiesen. Die Erfindung wird nachstehend ohne Beschränkung des allgemei¬ nen Erfindungsgedankens anhand von Ausführungsbeispielen unter Bezugnahme auf die beigefügten schematischen Zeichnungen ex¬ emplarisch beschrieben, auf die im Übrigen bezüglich der Offenba- rung aller im Text nicht näher erläuterten erfindungsgemäßen Ein¬ zelheiten verwiesen wird. Es zeigen:The object is further achieved by a component which is produced from an alloy according to the invention. To avoid repetition, reference is made expressly to the above statements. Without restricting the general concept of the invention, the invention will now be described by way of example with reference to the accompanying diagrammatic drawings, to which reference is made, moreover, with respect to the disclosure of all the details of the invention which are not described in greater detail in the text. Show it:
Fig. 1 eine Rasterelektronenmikroskopieaufnahme ei¬ nes Gussblocks mit einer Legierung Ti - 45 AI - 8 Nb - 0,2 C (Atom %);1 shows a scanning electron micrograph of a cast block with an alloy Ti - 45 Al - 8 Nb - 0.2 C (atom%);
Fig. 2a bis 2c jeweils eine Aufnahme eines Gefüges in einerFig. 2a to 2c each have a recording of a structure in one
Legierung Ti - 45 AI - 8 Nb - 0,2 C (Atom %) mittels eines Rasterelektronenmikroskops nach verschiedenen Verfahrensschritten;Alloy Ti - 45 Al - 8 Nb - 0.2 C (atom%) by means of a scanning electron microscope by various process steps;
Fig. 3a und 3b jeweils eine Aufnahme eines Gefüges in einer erfindungsgemäßen Legierung Ti - 45 AI - 5 Nb - 2 Mo (Atom %) nach verschiedenen Ver- fahrensschritten undFIGS. 3a and 3b each show a picture of a microstructure in an alloy Ti - 45 Al - 5 Nb - 2 Mo (atom%) according to the invention by various method steps and FIGS
Fig. 4 ein Diagramm mit Spannungs-Dehnungskurven von Proben der Legierung Ti - 45 AI - 5 Nb - 2 Mo (Atom %).4 shows a diagram with stress-strain curves of samples of the alloy Ti - 45 Al - 5 Nb - 2 Mo (atom%).
In Fig. 1 sind zwei Aufnahmen eines Gefüges in einem Gussblock der Legierung Ti - 45 AI - 8 Nb - 0,2 C (Atom %) gezeigt. Die Auf¬ nahmen sowie alle weiteren Aufnahmen in den nachfolgenden Figu¬ ren wurden mittels rückgestreuter Elektronen in einem Rasterelekt- ronenmikroskop aufgenommen.FIG. 1 shows two photographs of a microstructure in a cast block of the alloy Ti - 45 Al - 8 Nb - 0.2 C (atom%). The recordings as well as all further recordings in the following figures were recorded by means of backscattered electrons in a scanning electron microscope.
Das Gefüge (Fig. 1 ) zeigt Lamellenkolonien der α2- und γ-Phase, welche aus ehemaligen γ-Lamellen entstanden sind. Die ehemali¬ gen γ-Lamellen werden von Streifen hell-abbildender Körner der ß- oder B2-Phase getrennt. Die zunächst in der ß-α-Umwandlung gebildeten α-Lamellen zerfallen beim weiteren Abkühlen in α2- und γ-Lamellen.The microstructure (FIG. 1) shows lamellar colonies of the α 2 and γ phases, which originated from former γ-lamellae. The former γ-lamellae are separated by strips of light-imaging grains of the β or B2 phase. The α-lamellae initially formed in the β-α-conversion decompose on further cooling in α 2 - and γ-lamellae.
In den Figuren 2a bis 2c sind weitere Aufnahmen des Gefϋges der Legierung T - 45 AI - 8 Nb - 0,2 C nach verschiedenen Verfahrens¬ schritten in den Rasterelektronenmikroskopaufnahmen gezeigt. Fig. 2a zeigt das Gefüge nach dem Strangpressen bei 12300C. DieFIGS. 2 a to 2 c show further photographs of the structure of the alloy T - 45 Al - 8 Nb - 0.2 C after various process steps in the scanning electron micrographs. Fig. 2a shows the structure after extrusion at 1230 0 C. Die
Strangpressrichtung verläuft horizontal. Das Gefüge zeigt Körner der oc2- und γ-Phase, wobei die kubisch-raumzentrierte ß-Phase verschwunden ist.Extrusion direction is horizontal. The microstructure shows grains of the oc 2 and γ phases, with the cubic body-centered β phase disappearing.
Fig. 2b zeigt das Gefüge der Legierung nach dem Strangpressen bei 12300C und einem weiteren Schmiedeschritt bei 1 1000C. Das Gefüge zeigt Körner der ci2- und γ-Phase und einige wenige α2/γ- Lamellenkolonien.Fig. 2b shows the structure of the alloy after extrusion at 1230 0 C and another forging step at 1 100 0 C. The structure shows grains of the ci2 and γ phase and a few α 2 / γ lamellar colonies.
In Fig. 2c ist das Gefüge der Legierung nach dem Strangpressen bei 1230°C und einer nachfolgenden Wärmebehandlung bei 13300C dargestellt. Das Gefüge zeigt ebenfalls Körner der aχ~ und γ-Phase. Das Bild zeigt ein voll-lamellares Gefüge mit Lamellen der α2- und γ-Phase. Die Lamellenkoloniegröße beträgt ungefähr 200 μm, wo- bei auch Kolonien auftreten, die deutlich größer als 200 μm sind.In Fig. 2c, the structure of the alloy after extrusion at 1230 ° C and a subsequent heat treatment at 1330 0 C is shown. The microstructure also shows grains of the aχ and γ phases. The picture shows a fully lamellar microstructure with lamellae of α 2 and γ phase. The lamellar colony size is approximately 200 μm, which also includes colonies that are significantly larger than 200 μm.
Wie bei dem in Fig. 2a dargestellten Gefüge tritt auch bei den in Fig. , 2b und 2c dargestellten Gefügen die kubisch raumzentrierte Phase nicht mehr auf. Somit ist die ß-Phase in diesem Temperatur- bereich mit einer Wärmebehandlung nach dem Strangpressen ther- modynamisch nicht stabil. In den Figuren 3a und 3b sind Gefüge einer erfindungsgemäßen Legierung in zwei Rasterelektronenmikroskopaufnahmen darge¬ stellt. Ausgehend von einer Legierung Ti - 45 AI - 5 Nb wurde der Legierung Molybdän mit 2 Atom % zulegiert. Diese entstandeneAs in the structure shown in FIG. 2a, the cubic body-centered phase no longer occurs even in the structures shown in FIGS. 2b and 2c. Thus, the β-phase in this temperature range is thermodynamically unstable with a heat treatment after extrusion. Structures of an alloy according to the invention in two scanning electron micrographs are shown in FIGS. 3a and 3b. Starting from an alloy Ti - 45 Al - 5 Nb, the alloy molybdenum was alloyed with 2 atom%. This emerged
Legierung Ti - 45 AI - 5 Nb - 2 Mo basiert auf einer Zusammenset¬ zung, wie sie in der europäischen Patentschrift EP 1 015 650 B1 beschrieben ist.Alloy Ti - 45 Al - 5 Nb - 2 Mo is based on a composition as described in European Patent EP 1 015 650 B1.
Die Figuren 3a und 3b zeigen die Gefüge dieser erfindungsgemä¬ ßen Legierung, die nach dem Strangpressen bei 125O0C und einer nachfolgenden Wärmebehandlung bei 1030°C (Fig. 3a) sowie bei 12700C beobachtet wurden (Fig. 3b).Figures 3a and 3b illustrate the microstructure of this alloy erfindungsgemä¬ SEN observed after extrusion at 125O 0 C and a subsequent heat treatment at 1030 ° C (Fig. 3a) and at 1270 0 C (Fig. 3b).
Das Gefüge in Fig. 3a zeigt Körner der α2-, γ- und der hell¬ abbildenden ß-Phasen, wobei letztere in Streifen angeordnet sind. Das Gefüge in Fig. 3b zeigt Lamellenkolonien der α2- und γ-Phase sowie Körner der hell-abbildenden ß-Phase, aus der sich wiederum die γ-Phase ausgeschieden hat.The microstructure in FIG. 3a shows grains of the α 2 , γ and the light-forming β phases, the latter being arranged in strips. The microstructure in FIG. 3b shows lamellar colonies of the α 2 and γ phases as well as grains of the light-forming β phase, from which in turn the γ phase has been eliminated.
Die Gefüge in Fig. 3a und 3b sind fein, sehr homogen und zeigen eine gleichmäßige Verteilung der ß-Phase. Nach der Wärmebe¬ handlung bei 10300C liegt ein globulares Gefüge vor, wobei sich Körner der ß-Phase in Streifen parallel zur Strangpressrichtung angeordnet haben (Fig. 3a), während das bei 127O0C wärmebehan¬ delte Material ein sehr homogenes, voll-lamellares Gefüge mit gleichmäßig verteilten ß-Körnern aufweist (Fig. 3b).The microstructures in FIGS. 3a and 3b are fine, very homogeneous and show a uniform distribution of the β-phase. After Wärmebe¬ treatment at 1030 0 C is a globular microstructure before, wherein grains of the beta-phase have arranged in strips parallel to the extrusion direction (Fig. 3a), while the at 127O 0 C punched material wärmebehan¬ a very homogeneous, fully -lamellar structure with uniformly distributed ß-grains has (Figure 3b).
Die Koloniegröße der Gefüge der Legierung Ti - 45 AI - 5 Nb - 2 Mo beträgt zwischen 20 bis 30 μm und ist somit mindestens um den Faktor 5 kleiner als sonst in voll-lamellaren Gefügen von γ- Titanaluminid-Legierungen. Innerhalb der ß-Phase wird außerdem die γ-Phase ausgeschieden, so dass die ß-Körner sehr fein unter¬ teilt werden. Hierdurch wird insgesamt ein sehr feines und homoge¬ nes Gefüge erreicht.The colony size of the microstructures of the alloy Ti - 45 Al - 5 Nb - 2 Mo is between 20 and 30 μm and is thus smaller by at least a factor of 5 than otherwise in fully lamellar microstructures of γ- Titanium aluminide alloys. In addition, the γ-phase is precipitated within the β-phase, so that the β-grains are subdivided very finely. As a result, a very fine and homoge¬ nous microstructure is achieved overall.
In Versuchen hat sich herausgestellt, dass diese feine und homoge¬ ne Gefügemorphologie nach Wärmebehandlungen im gesamten Hochtemperaturbereich bis 13200C vorhanden ist. Die Gefüge zei¬ gen damit eindeutig, dass über den gesamten, für die Herstellungs- prozesse relevanten Temperaturbereich ein ausreichender Volu¬ menanteil der ß-Phase vorhanden ist und Kornvergröberung wirk¬ sam unterdrückt wird.In experiments, it has been found that this fine and homogenous Gefügemorphologie after heat treatments in the entire high temperature range to 1320 0 C is present. The microstructures clearly indicate that over the entire temperature range relevant for the production processes a sufficient volume fraction of the β-phase is present and grain coarsening is effectively suppressed.
In Zugversuchen, die an Material durchgeführt wurden, das bei 10300C wärmebehandelt worden war, wird bei Raumtemperatur eineIn tensile tests carried out on material which had been heat-treated at 1030 ° C., a
Streckgrenze von 867 MPa, eine Zugfestigkeit von 816 MPa und eine plastische Bruchdehnung von 1 ,8 % gemessen.Yield strength of 867 MPa, a tensile strength of 816 MPa and a plastic elongation at break of 1, 8% measured.
Fig. 4 zeigt gemessene Spannungs-Dehnungskuryen von Proben der Legierung Ti - 45 AI - 5 Nb - 2 Mo im Zugversuch. Das Pro¬ benmaterial war bei 1250°C stranggepresst worden und anschlie¬ ßend einer Wärmebehandlung von 2 Stunden bei 10300C und einer Ofenabkühlung unterzogen worden. Die bei 7000C und 9000C auf¬ genommenen Zugkurven zeigen, dass die Legierung für viele Hoch- temperaturanwendungen geeignet ist.4 shows measured stress-strain curves of samples of the alloy Ti-45 Al-5 Nb-2 Mo in the tensile test. The Pro¬ was benmaterial been extruded at 1250 ° C and subjected anschlie¬ ßend a heat treatment of 2 hours at 1030 0 C and furnace cooled. The Zugkurven auf¬ taken at 700 0 C and 900 0 C show that the alloy for many high temperature applications suitable.
Durch das Zulegieren geringer Molybdängehalte wird eine sehr gleichmäßige Mikrostruktur in der Legierung erreicht, so dass diese Legierungen als Hochtemperatur-Werkstoffe gut eingesetzt werden können. Darüber hinaus ist in Fig. 4 das Ergebnis eines Zugversuchs bei Raumtemperatur (25°C) am erfindungsgemäßen Material darge¬ stellt, wobei die Zugspannung σ in MPa gegen die Dehnung ε in % aufgetragen ist. Dabei wurde eine Streckgrenzenüberhöhung gefun- den, die sonst an γ-Titanaluminid-Legierungen bislang nicht beo¬ bachtet wurde. Diese stellt ein Anzeichen für ein besonders feines und homogenes Gefüge dar. Die Streckgrenzenüberhöhung weist darauf hin, dass das Material auf lokale Spannungen durch plasti¬ sches Fließen reagieren kann, was. sehr günstig für die Duktilität und Schadenstoleranz ist.By alloying low molybdenum contents, a very uniform microstructure in the alloy is achieved, so that these alloys can be used well as high-temperature materials. In addition, the result of a tensile test at room temperature (25 ° C.) on the material according to the invention is shown in FIG. 4, the tensile stress σ in MPa being plotted against the elongation ε in%. In this case, a yield strength superelevation was found which was previously not observed on γ-titanium aluminide alloys. This is an indication of a particularly fine and homogeneous structure. The yield strength increase indicates that the material can react to local stresses by plastic flow, which. is very favorable for the ductility and damage tolerance.
Die Homogenität der erfindungsgemäßen Legierungen hängt im Bereich relevanter Prozesstemperaturen nicht von technisch unver¬ meidbaren Schwankungen der Temperatur oder der Zusammenset- zung ab.The homogeneity of the alloys according to the invention in the range of relevant process temperatures does not depend on technically unavoidable fluctuations in the temperature or the composition.
Die erfindungsgemäßen Titanaluminid-Legierungen wurden unter Verwendung von gieß- oder pulvermetallurgischen Techniken her¬ gestellt. Beispielsweise können durch Warmschmieden, Warmpres- sen bzw. Warmstrangpressen und Warmwalzen die erfindungsge¬ mäßen Legierungen bearbeitet werden.The titanium aluminide alloys of the present invention were prepared using casting or powder metallurgy techniques. For example, by hot forging, hot pressing or hot extrusion and hot rolling the erfindungsge¬ MAESSEN alloys can be processed.
Die Erfindung bietet den Vorteil, dass trotz der bei der industriellen Fertigung auftretenden Schwankungen der Legierungszusammen- Setzung und Prozessbedingungen zuverlässiger als bisher eineThe invention offers the advantage that, in spite of the fluctuations in the alloy composition and process conditions occurring in industrial production, more reliable than before
Titanaluminid-Legierung mit einer sehr gleichmäßigen Mikrostruktur und hoher Festigkeit bereitgestellt wird.Titanium aluminide alloy is provided with a very uniform microstructure and high strength.
Die erfindungsgemäße Titanaluminid-Legierung erreicht eine hohe Festigkeit bis zu einer Temperatur im Bereich von 7000C bis 8000C sowie eine gute Raumtemperatur-Duktilität. Somit sind die Legie- rungen für zahlreiche Einsatzbereiche geeignet und können z.B. für besonders hochbelastete Bauteile oder bei für Titanaluminid- Legierungen außergewöhnlich hohen Temperaturen verwendet wer¬ den. The titanium aluminide alloy according to the invention achieves high strength up to a temperature in the range from 700 ° C. to 800 ° C. and good room temperature ductility. Thus, the legacy ments suitable for numerous applications and can be used, for example, for components subjected to particularly high loads or for exceptionally high temperatures for titanium aluminide alloys.

Claims

Legierung auf der Basis von TitanaluminidenPatentansprüche Alloy based on titanium aluminide patent claims
1. Legierung auf der Basis von unter Verwendung von schmelz- und pulvermetallurgischen Techniken hergestellten Titanalumi¬ niden mit einer Legierungszusammensetzung aus Ti - z Al - y Nb mit 44,5 Atom % < z < 47 Atom %, insbesondere mit1. An alloy based on titanium aluminides prepared using melt and powder metallurgical techniques and having an alloy composition of Ti-Al-Nb of 44.5 atom% <z <47 atom%, in particular with
44,5 Atom % < z < 45,5 Atom %, und 5 Atom % ≤ y ≤ 10 Atom %, dadurch gekennzeichnet, dass diese Molybdän (Mo) im Bereich zwischen 0,1 Atom % bis 3 Atom %, enthält.44.5 atomic% <z <45.5 atomic%, and 5 atomic% ≤y≤10 atomic%, characterized in that it contains molybdenum (Mo) in the range between 0.1 atomic% to 3 atomic%.
2. Legierung auf der Basis von unter Verwendung von schmelz- und pulvermetallurgischen Techniken hergestellten Titanalumi¬ niden mit einer Legierungszusammensetzung aus Ti - z Al - y Nb- x B mit 44,5 Atom % ≤ z ≤ 47 Atom %, insbesondere mit 44,5 Atom % < z ≤ 45,5 Atom %, 5 Atom % < y ≤ 10 Atom % und 0,05 Atom % < x ≤ 0,8 Atom %, dadurch gekennzeichnet, dass diese Molybdän (Mo) im Bereich zwischen 0,1 Atom % bis 3 Atom % enthält. 2. An alloy based on titanium aluminides prepared using melt and powder metallurgical techniques and having an alloy composition of Ti - Z Al-y Nb- x B with 44.5 atomic% ≦ z ≦ 47 atomic%, in particular 44, 5 atom% <z ≤ 45.5 atom%, 5 atom% <y ≤ 10 atom% and 0.05 atom% <x ≤ 0.8 atom%, characterized in that this molybdenum (Mo) ranges between 0, 1 atom% to 3 atom% contains.
3. Legierung auf der Basis von unter Verwendung von schmelz- und pulvermetallurgischen Techniken hergestellten Titanalumi- niden mit einer Legierungszusammensetzung aus Ti - z Al - y Nb- w C mit 44,5 Atom % < z ≤ 47 Atom %, insbesondere mit3. An alloy based on titanium aluminides prepared using melt and powder metallurgy techniques, having an alloy composition of Ti - Z Al - y Nb - w C of 44.5 at% <z ≤ 47 at%, especially
44,5 Atom % < z ≤ 45,5 Atom %, 5 Atom % ≤ y < 10 Atom % und 0,05 Atom % ≤ w ≤ 0,8 Atom %, dadurch gekennzeichnet, dass diese Molybdän (Mo) im Bereich zwischen 0,5 Atom % bis 3 Atom % enthält.44.5 at% <z ≤ 45.5 at%, 5 at% ≤ y <10 at% and 0.05 at% ≤ w ≤ 0.8 at%, characterized in that said molybdenum (Mo) ranges between Contains 0.5 atom% to 3 atom%.
4. Legierung auf der Basis von unter Verwendung von schmelz- und pulvermetallurgischen Techniken hergestellten Titanalumi- niden mit einer Legierungszusammensetzung aus Ti - z Al - y Nb- x B - w C mit 44,5 Atom % < z < 47 Atom %, insbesonde- re mit 44,5 Atom % < z < 45,5 Atom %, 5 Atom % < y <4. An alloy based on titanium aluminides prepared using melt and powder metallurgy techniques and having an alloy composition of Ti - Z Al - y Nb - x B - w C of 44.5 at% <z <47 at%, in particular - re with 44.5 at% <z <45.5 at%, 5 at% <y <
10 Atom %, 0,05 Atom % < x ≤ 0,8 Atom % und 0,05 Atom % < w < 0,8 Atom %, dadurch gekennzeichnet, dass diese Molyb¬ dän (Mo) im Bereich zwischen 0,1 Atom % bis 3 Atom % ent¬ hält.10 atom%, 0.05 atom% <x ≦ 0.8 atom% and 0.05 atom% <w <0.8 atom%, characterized in that these molybdenum (Mo) in the range between 0.1 atom % to 3 atom% ent holds.
5. Bauteil, hergestellt aus einer Legierung nach einem der An¬ sprüche 1 bis 4. 5. Component made of an alloy according to one of claims 1 to 4 An¬.
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